特表 2023-534110 冷間圧延二重焼鈍鋼板

(19)【発行国】日本国特許庁(JP)

(12)【公報種別】公表特許公報(A)

(11)【公表番号】

(43)【公表日】2023-08-08

(54)【発明の名称】冷間圧延二重焼鈍鋼板

(51)【国際特許分類】

   C22C 38/00 20060101AFI20230801BHJP

   C22C 38/38 20060101ALI20230801BHJP

   C21D 9/46 20060101ALN20230801BHJP

【ＦＩ】

C22C38/00 302A

C22C38/38

C21D9/46 P

【審査請求】有

【予備審査請求】未請求

(21)【出願番号】P 2022575204

(86)(22)【出願日】2021-07-12

(85)【翻訳文提出日】2023-01-27

(86)【国際出願番号】 IB2021056241

(87)【国際公開番号】W WO2022018566

(87)【国際公開日】2022-01-27

(31)【優先権主張番号】PCT/IB2020/056999

(32)【優先日】2020-07-24

(33)【優先権主張国・地域又は機関】IB

(81)【指定国・地域】

(71)【出願人】

【識別番号】515214729

【氏名又は名称】アルセロールミタル

(74)【代理人】

【識別番号】110001173

【氏名又は名称】弁理士法人川口國際特許事務所

(72)【発明者】

【氏名】ペルラド，アストリッド

(72)【発明者】

【氏名】ジュウ，カンイン

(72)【発明者】

【氏名】ケーゲル，フレデリク

【テーマコード（参考）】

4K037

【Ｆターム（参考）】

4K037EA01

4K037EA02

4K037EA05

4K037EA06

4K037EA11

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4K037EA31

4K037EA32

4K037EB05

4K037EB09

4K037EB12

4K037FA02

4K037FA03

4K037FC03

4K037FC04

4K037FE01

4K037FE02

4K037FF02

4K037FG00

4K037FG01

4K037FJ05

4K037FJ06

4K037FM04

4K037GA05

4K037JA06

(57)【要約】

本発明は、冷間圧延二重焼鈍鋼板であって、重量パーセントで：Ｃ：０．０３～０．１８％ Ｍｎ：６．０～１１．０％ ０．２≦Ａｌ＜３％ Ｍｏ：０．０５～０．５％ Ｂ：０．０００５～０．００５％ Ｓ≦０．０１０％ Ｐ≦０．０２０％ Ｎ≦０．００８％を含む組成を有する鋼で作製され、任意選択的に、以下の元素のうちの１つ以上を重量百分率で含み：Ｓｉ≦１．２０％ Ｎｂ≦０．０５０％ Ｔｉ≦０．０５０％ Ｃｒ≦０．５％ Ｖ≦０．２％ 組成の残りが、鉄及び精錬から生じる不可避不純物であり、前記鋼板が、表面分率で、－ ０％～４５％のフェライト、－ ２０％～５０％の残留オーステナイト、－ ５～８０％の焼鈍マルテンサイト、－ ５％未満のフレッシュマルテンサイト、－ 比率（［Ｃ］_Ａ ^２×［Ｍｎ］_Ａ）／（Ｃ％^２×Ｍｎ％）が、４．５～１１．０であり、Ｃ％及びＭｎ％が、鋼中の公称Ｃ及びＭｎ重量パーセントであるような、重量％で表される、オーステナイト中の炭素［Ｃ］_Ａ及びマンガン［Ｍｎ］_Ａ含有量、並びに－４×１０^６／ｍｍ^２を下回る炭化物密度を含む微細構造を有する、冷間圧延二重焼鈍鋼板を取り扱う。

【特許請求の範囲】

【請求項1】

冷間圧延二重焼鈍鋼板であって、重量パーセントで：
Ｃ：０．０３～０．１８％
Ｍｎ：６．０～１１．０％
０．２≦Ａｌ＜３％
Ｍｏ：０．０５～０．５％
Ｂ：０．０００５～０．００５％
Ｓ≦０．０１０％
Ｐ≦０．０２０％
Ｎ≦０．００８％
を含む組成を有する鋼で作製され、任意選択的に、以下の元素のうちの１つ以上を重量百分率で含み、
Ｓｉ≦１．２０％
Ｎｂ≦０．０５０％
Ｔｉ≦０．０５０％
Ｃｒ≦０．５％
Ｖ≦０．２％
前記組成の残りが、鉄及び精錬から生じる不可避不純物であり、
前記鋼板が、表面分率で、
－０％～４５％のフェライト、
－２０％～５０％の残留オーステナイト、
－５～８０％の焼鈍マルテンサイト、
－５％未満のフレッシュマルテンサイト、
－比率（［Ｃ］_Ａ ^２×［Ｍｎ］_Ａ）／（Ｃ％^２×Ｍｎ％）が、４．５～１１．０であり、Ｃ％及びＭｎ％が、鋼中の公称Ｃ及びＭｎ重量パーセントであるような、重量％で表される、オーステナイト中の炭素［Ｃ］_Ａ及びマンガン［Ｍｎ］_Ａ含有量、並びに
－４×１０^６／ｍｍ^２を下回る炭化物密度
を含む微細構造を有する、冷間圧延二重焼鈍鋼板。

【請求項2】

炭素含有量が、０．０５％～０．１５％である、請求項１に記載の鋼板。

【請求項3】

マンガン含有量が、６．０％～９％である、請求項１又は２に記載の鋼板。

【請求項4】

アルミニウム含有量が、０．２％～２．２％である、請求項１～３のいずれか一項に記載の鋼板。

【請求項5】

微細構造が、５％～２５％のフェライト、２５％～５０％の残留オーステナイト及び２５％～７０％の焼鈍マルテンサイトを含む、請求項１～４のいずれか一項に記載の鋼板。

【請求項6】

フェライトが存在し、等軸である、請求項１～５のいずれか一項に記載の鋼板。

【請求項7】

微細構造が、フェライトを含まず、２５％～４５％の残留オーステナイト及び５５％～７５％の焼鈍マルテンサイトを含む、請求項１～５のいずれか一項に記載の鋼板。

【請求項8】

引張強度が、９００ＭＰａ以上であり、一様伸びＵＥが、１１．０％以上であり、降伏強度ＹＳが、７００ＭＰａ以上であり、全伸びＴＥ．ＹＳ．ＵＥ．ＴＳ．が、［（ＹＳ－２００）ｘＵＥ＋（ＴＳ－３００）ｘＴＥ］／（Ｃ％ｘＭｎ％）が２９０００を上回るようなものである、請求項１～７のいずれか一項に記載の鋼板。

【請求項9】

ＬＭＥ指数が、０．３６を下回る、請求項１～８のいずれか一項に記載の鋼板。

【請求項10】

鋼が、０．４％未満の炭素当量Ｃｅｑを有し、前記炭素当量が、
Ｃｅｑ＝Ｃ％＋Ｓｉ％／５５＋Ｃｒ％／２０＋Ｍｎ％／１９－Ａｌ％／１８＋２．２Ｐ％－３．２４Ｂ％－０．１３３ｘＭｎ％ｘＭｏ％
として規定され、元素が重量パーセントで表される、請求項１～９のいずれか一項に記載の鋼板。

【請求項11】

請求項１～１０のいずれか一項に記載の冷間圧延二重焼鈍鋼板で作製された２つの鋼部品の抵抗スポット溶接部であって、前記抵抗スポット溶接部が、少なくとも３０ｄａＮ／ｍｍ^２のα値を有する、抵抗スポット溶接部。

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

本発明は、良好な溶接性を有する高強度鋼板及びそのような鋼板を得る方法に関する。

【背景技術】

【0002】

自動車用車体構造部材の部品及び車体パネルなどの様々な品目を製造するために、ＤＰ（二相）鋼又はＴＲＩＰ（変態誘起塑性）鋼で作製された鋼板を使用することが知られている。

【0003】

自動車産業における主要な課題のうちの１つは、安全要件を疎かにすることなく、地球環境保全の観点から車両の燃費を改善するために車両の重量を減少させることである。これらの要件を満たすために、降伏強度及び引張強度が改善され、延性及び成形性が良好な鋼板を有する新しい高強度鋼が製鋼産業によって継続的に開発されている。

【0004】

機械的特性を改善するために行われた開発のうちの１つは、鋼中のマンガン含有量を増加させることである。マンガンの存在は、オーステナイトの安定化によって鋼の延性を増加させるのに役立つ。しかし、これらの鋼は、脆性という弱点を呈する。この問題を克服するために、ホウ素としての元素が添加される。これらのホウ素添加化学作用は、熱間圧延段階では非常に強靭であるが、ホットバンドは、硬すぎてさらに加工することができない。ホットバンドを軟化させる最も効率的な方法は、バッチ焼鈍であるが、それは、靭性の損失につながる。

【0005】

これらの機械的要件に加えて、そのような鋼板は、液体金属脆化（ＬＭＥ）に対する良好な耐性を示さなければならない。亜鉛又は亜鉛合金コーティングされた鋼板は、耐食性に非常に効果的であり、したがって自動車産業において広く使用されている。しかしながら、特定の鋼のアーク溶接又は抵抗溶接が、液体金属脆化（「ＬＭＥ」）又は液体金属助長割れ（「ＬＭＡＣ」）と呼ばれる現象に起因する特定の割れの発生を引き起こす可能性があることを経験してきている。この現象は、拘束、熱膨張又は相変態から生じる印加応力又は内部応力下で、下にある鋼基材の粒界に沿った液体Ｚｎの浸透を特徴とする。炭素又はケイ素のような元素の添加は、ＬＭＥ耐性に有害であることが知られている。

【0006】

自動車産業では通常、以下の式：
ＬＭＥ指数＝Ｃ％＋Ｓｉ％／４、
に従って計算されるいわゆるＬＭＥ指数の上限値を制限することによってそのような抵抗性を評価する。式中、Ｃ％及びＳｉ％は、それぞれ鋼中の炭素及びケイ素の重量百分率を表す。

【0007】

刊行物ＷＯ２０２００１１６３８は、炭素含有量が低減された中及び中間マンガン（３．５～１２％のＭｎ）冷間圧延鋼を提供するための方法に関する。２つの工程経路が記載されている。第１のものは、冷間圧延鋼板の単一の変態区間焼鈍に関するものである。第２のものは、冷間圧延鋼板の二重焼鈍に関するものであり、第１のものは、完全オーステナイトであり、第２のものは、変態区間である。焼鈍温度の選定によって、引張強度及び伸びの良好な妥協点が得られる。焼鈍温度を下げることにより、オーステナイトの濃縮が得られ、これは良好な破断厚さ歪み値を含意する。しかし、本発明で使用される炭素及びマンガンの量が少ないと、鋼板の引張強度が９８０ＭＰａ以下の値に制限される。

【先行技術文献】

【特許文献】

【0008】

【特許文献1】国際公開第２０２０／０１１６３８号

【発明の概要】

【0009】

したがって、本発明の目的は、上述の問題を解決し、高い機械的特性と９００以上の引張強度ＴＳ、１１．０％以上の一様伸びＵＥ、７００ＭＰａ以上の降伏強度との組み合わせを有し、２９０００を上回る式［（ＹＳ－２００）ｘＵＥ＋（ＴＳ－３００）ｘＴＥ］／（Ｃ％ｘＭｎ％）を満たす鋼板を提供することであり、ＴＥは、％で表される薄板の全伸びであり、引張強度ＴＳは、ＭＰａで表され、降伏強度ＹＳは、ＭＰａで表され、一様伸びＵＥは、％で表され、Ｃ％及びＭｎ％は、Ｃ及びＭｎ鋼の公称重量％である。

【課題を解決するための手段】

【0010】

好ましくは、鋼板は、１５．０％以上の全伸びＴＥを有する。

【0011】

好ましくは、本発明による鋼板は、０．３６未満のＬＭＥ指数を有する。

【0012】

好ましくは、本発明による鋼板は、０．４％未満の炭素当量Ｃｅｑを有し、炭素当量は、
Ｃｅｑ＝Ｃ％＋Ｓｉ％／５５＋Ｃｒ％／２０＋Ｍｎ％／１９－Ａｌ％／１８＋２．２Ｐ％－３．２４Ｂ％－０．１３３＊Ｍｎ％＊Ｍｏ％
として規定され、元素は重量パーセントで表される。

【0013】

好ましくは、本発明による鋼板の２つの鋼部品の抵抗スポット溶接部は、少なくとも３０ｄａＮ／ｍｍ２のα値を有する。

【0014】

本発明の目的は、請求項１に記載の鋼板を提供することによって達成される。鋼板はまた、単独で又は組み合わせて、請求項２～１０の特徴のいずれかを含むことができる。

【0015】

本発明の別の目的は、請求項１１に記載の２つの鋼部品の抵抗スポット溶接である。

【発明を実施するための形態】

【0016】

次に、本発明を、制限を導入することなく、詳細に説明し、実施例によって説明する。

【0017】

本発明によれば、満足のいく強度及び良好な溶接性を確保するために、炭素含有量は、０．０３％～０．１８％である。炭素が０．１８％を上回ると、鋼板の溶接性及びＬＭＥに対する耐性が低下する場合がある。均熱の温度は、炭素含有量に依存する：炭素含有量が高いほど、オーステナイトを安定化するための均熱温度は低くなる。炭素含有量が０．０３％未満である場合、焼鈍マルテンサイトの強度は、９００ＭＰａを上回るＵＴＳを得るのに十分ではない。本発明の好ましい実施形態では、炭素含有量は、０．０５％～０．１５％である。本発明の別の好ましい実施形態では、炭素含有量は、０．０８～０．１２％、又はさらに良好には０．０８～０．１０％である。

【0018】

マンガン含有量は、６．０％～１１．０％である。添加量が１１．０％を上回ると、鋼板の溶接性が低下し、部品組立の生産性が低下する可能性がある。さらに、中心偏析のリスクは、機械的特性を損なうほど増加する。均熱の温度は、マンガン含有量にも依存するので、均熱後に目標とする微細構造及び強度を得るために、オーステナイトを安定化するためにマンガンの最小値が規定される。好ましくは、マンガン含有量は、６．０％～９％である。

【0019】

本発明によれば、鋳造中のマンガン偏析を低減するために、アルミニウム含有量は、０．２％～３％である。アルミニウムは、精緻化中に液相で鋼を脱酸するのに非常に効果的な元素である。添加量が３％を上回ると、鋼板の溶接性が低下し、鋳造性が低下する場合がある。さらに、９００ＭＰａを上回る引張強度を達成することは困難である。さらに、アルミニウム含有量が高いほど、オーステナイトを安定化するための均熱温度が高くなる。アルミニウムは、変態区間を拡大することによって製品の堅牢性を改善し、溶接性を改善するために、少なくとも０．２％まで添加される。さらに、介在物及び酸化の問題の発生を回避するためにアルミニウムを添加することができる。本発明の好ましい実施形態では、アルミニウム含有量は、０．２％～２．２％、より好ましくは０．７～２．２％である。

【0020】

モリブデン含有量は、鋳造中のマンガン偏析を減少させるために０．０５％～０．５％である。さらに、モリブデンの少なくとも０．０５％の添加は、脆性に対する耐性を提供する。０．５％を上回ると、モリブデンの添加は、コストがかかり、必要とされる特性を考慮すると効果的ではない。本発明の好ましい実施形態では、モリブデン含有量は、０．１５％～０．３５％である。

【0021】

本発明によれば、ホウ素含有量は、熱間圧延鋼板の靭性及び冷間圧延鋼板のスポット溶接性を改善するために０．０００５％～０．００５％である。０．００５％を上回ると、旧オーステナイト粒界でのホウ炭化物の形成が促進され、鋼がより脆くなる。本発明の好ましい実施形態では、ホウ素含有量は、０．００１％～０．００３％である。

【0022】

任意選択的に、いくつかの元素を本発明による鋼の組成に添加することができる。

【0023】

ケイ素含有量の最大添加は、ＬＭＥ耐性を改善するために１．２０％に制限される。加えて、この低いケイ素含有量は、ホットバンド焼鈍の前に熱間圧延鋼板を酸洗するステップを排除することによって工程を単純化する（ｓｏｍｐｌｉｆｙ）ことを可能にする。好ましくは、添加される最大ケイ素含有量は、０．８％である。

【0024】

析出強化を提供するために、チタンを０．０５０％まで添加することができる。好ましくは、ＢＮの形成からホウ素を保護するために、ホウ素に加えて最低０．０１０％のチタンが添加される。

【0025】

ニオブは、任意選択的に、熱間圧延中にオーステナイト粒を精製し、析出強化を提供するために０．０５０％まで添加することができる。好ましくは、添加されるニオブの最小量は、０．０１０％である。

【0026】

任意選択的に、クロム及びバナジウムをそれぞれ０．５％及び０．２％まで添加して、強度を改善させることができる。

【0027】

鋼の残りの組成は、鉄及び製錬に起因する不純物である。この点において、Ｐ、Ｓ及びＮは、少なくとも不可避不純物である残留元素とみなされる。それらの含有量は、Ｓについては０．０１０％以下、Ｐについては０．０２０％以下、Ｎについては０．００８％以下である。

【0028】

次に、本発明による鋼板の微細構造について説明する。それは、表面分率で：
－ ０％～４５％のフェライト、
－ ２０％～５０％の残留オーステナイト、
－ ５～８０％の焼鈍マルテンサイト、
－ ５％未満のフレッシュマルテンサイト、
－ 比率（［Ｃ］_Ａ ^２×［Ｍｎ］_Ａ）／（Ｃ％^２×Ｍｎ％）が、４．５～１１．０であり、Ｃ％及びＭｎ％が、鋼中の公称Ｃ及びＭｎ重量パーセントであるような、重量％で表される、オーステナイト中の炭素［Ｃ］_Ａ及びマンガン［Ｍｎ］_Ａ含有量、並びに
－ ４×１０^６／ｍｍ^２を下回る炭化物密度
を含有する。

【0029】

本発明による鋼板の微細構造は、２０％～５０％の残留オーステナイトを含有する。オーステナイトが２０％を下回ると、一様伸びＵＥは、１１．０％の最小値に達することができない。５０％を上回ると、降伏強度は、７００ＭＰａを下回る。

【0030】

そのようなオーステナイトは、熱間圧延鋼板の変態区間焼鈍中だけでなく、冷間圧延鋼板の第１の焼鈍中又は高温でのマルテンサイトの一部の変態による第２の焼鈍中にも形成することができる。

【0031】

オーステナイト中の炭素［Ｃ］_Ａ及びマンガン［Ｍｎ］_Ａ含有量は、重量パーセントで表され、比率（［Ｃ］_Ａ ^２×［Ｍｎ］_Ａ）／（Ｃ％^２×Ｍｎ％）が、４．５～１１．０であるようなものであり、Ｃ％及びＭｎ％は、鋼中の公称Ｃ及びＭｎ重量パーセントである。この式は、残留オーステナイトへの炭素及びマンガンの分配レベルを示す。比率が４．５を下回る場合、降伏強度は、７００ＭＰａの最低レベルに達することができない。比率が１１．０を上回る場合、残留オーステナイトは、変形中に十分なＴＲＩＰ－ＴＷＩＰ効果を提供するには安定しすぎる。そのようなＴＷＩＰ－ＴＲＩＰ効果は、「Ｏｂｓｅｒｖａｔｉｏｎ－ｏｆ－ｔｈｅ－ＴＷＩＰ－ＴＲＩＰ－Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ－Ｅｎｈａｎｃｅｍｅｎｔ－Ｍｅｃｈａｎｉｓｍ－ｉｎ－Ａｌ－Ａｄｄｅｄ－６－Ｗｔ－Ｐｃｔ－Ｍｅｄｉｕｍ－Ｍｎ－Ｓｔｅｅｌ」ＤＯＩ：１０．１００７／ｓ１１６６１－０１５－２８５４－ｚ、Ｔｈｅ Ｍｉｎｅｒａｌｓ，Ｍｅｔａｌｓ＆Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｏｃｉｅｔｙ ａｎｄ ＡＳＭ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ ２０１５、ｐ．２３５６、４６Ａ巻、２０１５年６月（Ｓ．ＬＥＥ，Ｋ．ＬＥＥ，及びＢ．Ｃ．ＤＥ ＣＯＯＭＡＮ）で特に説明されている。

【0032】

本発明による鋼板の微細構造は、０～４５％のフェライトを含有する。そのようなフェライトは、冷間圧延鋼板のＡｃ３を下回る温度で行われる場合、冷間圧延鋼板の第１の焼鈍中に形成することができる。冷間圧延鋼板の第１の焼鈍が、冷間圧延鋼板のＡｃ３を上回って行われる場合、フェライトは存在しない。好ましい実施形態では、そのようなフェライトは、再結晶化され、形状比が２を下回る等軸粒を示す。

【0033】

本発明による鋼板の微細構造は、５～８０％の焼鈍マルテンサイトを含有する。そのようなマルテンサイトは、熱間圧延鋼板の変態区間焼鈍後の冷却時に、公称値よりも炭素及びマンガンが少ないオーステナイトの一部の変態によって形成することができる。しかし、それは主に冷間圧延鋼板の第１の焼鈍後の冷却時に形成され、次いで冷間圧延鋼板の第２の焼鈍中に焼鈍される。そのような焼鈍マルテンサイトは、焼戻しマルテンサイト及び／又は回収及び／又は再結晶化マルテンサイトであり得る。第２の焼鈍がより低い温度範囲で実行される場合、マルテンサイトは、好ましくは、焼戻しマルテンサイト及び回収マルテンサイトであり得る。第２の焼鈍がより高い温度範囲で実行される場合、マルテンサイトは、好ましくは回収及び再結晶化マルテンサイトであり得る。

【0034】

フレッシュマルテンサイトは、５％を下回る表面分率で存在することができるが、本発明による鋼板の微細構造において望ましい相ではない。それは、マンガン及び炭素に乏しい不安定なオーステナイトの変態によって、室温までの最終冷却ステップ中に形成される可能性がある。実際、炭素及びマンガン含有量が低いこの不安定なオーステナイトは、２０℃を上回るマルテンサイト開始温度Ｍｓをもたらす。最終的な機械的特性を得るために、フレッシュマルテンサイトは、５％を下回る、好ましくは３％を下回る、又はさらに良好に０％まで低減されなければならない。

【0035】

最後に、式［（ＹＳ－２００）ｘＵＥ＋（ＴＳ－３００）ｘＴＥ］／（Ｃ％ｘＭｎ％）が２９０００を超えたままであることを確実にするために、炭化物密度は、４ｘ１０^６／ｍｍ^２を下回るままでなければならない。

【0036】

第１の実施形態では、微細構造は、５％～２５％のフェライト、２５％～５０％の残留オーステナイト及び２５％～７０％の焼鈍マルテンサイトを含む。

【0037】

別の実施形態では、微細構造は、フェライトを含まず、２５％～４５％の残留オーステナイト及び５５％～７５％の焼鈍マルテンサイトを含む。

【0038】

本発明による鋼板は、９００ＭＰａ以上の引張強度ＴＳ、１１．０％以上の一様伸びＵＥ、７００ＭＰａ以上の降伏強度を有し、２９０００を上回る式［（ＹＳ－２００）ｘＵＥ＋（ＴＳ－３００）ｘＴＥ］／（Ｃ％ｘＭｎ％）を満たし、ＴＥは鋼板の全伸びである。

【0039】

好ましくは、鋼板は、１５．０％以上の全伸びＴＥを有する。

【0040】

好ましくは、本発明による鋼板は、０．３６未満のＬＭＥ指数を有する。

【0041】

好ましくは、本発明による鋼板は、０．４％未満の炭素当量Ｃｅｑを有し、炭素当量は、
Ｃｅｑ＝Ｃ％＋Ｓｉ％／５５＋Ｃｒ％／２０＋Ｍｎ％／１９－Ａｌ％／１８＋２．２Ｐ％－３．２４Ｂ％－０．１３３＊Ｍｎ％＊Ｍｏ％
として規定され、元素は重量パーセントで表される。

【0042】

溶接組立体は、本発明による鋼板から２つの部品を生成し、次いで２つの鋼部品の抵抗スポット溶接を実行することによって製造することができる。

【0043】

第１の薄板を第２の薄板に接合する抵抗スポット溶接部は、少なくとも３０ｄａＮ／ｍｍ２のα値によって規定される交差引張試験における高い抵抗を特徴とする。

【0044】

本発明による鋼板は、任意の適切な製造方法によって生成することができ、当業者は、それを規定することができる。しかしながら、以下のステップを含む本発明による方法を使用することが好ましい：
さらに熱間圧延することができる半製品には、上述の鋼組成が提供される。半製品は、熱間圧延を容易にすることができるように、１１５０℃～１３００℃の温度に加熱され、最終熱間圧延温度ＦＲＴは、８００℃～１０００℃である。好ましくは、ＦＲＴは、８５０℃～９５０℃である。

【0045】

次いで、熱間圧延鋼は、冷却され、２０℃～６５０℃、好ましくは３００℃～５００℃の温度Ｔｃｏｉｌで巻き取られる。

【0046】

次いで、熱間圧延鋼板を室温まで冷却し、酸洗することができる。

【0047】

次いで、熱間圧延鋼板を、Ｔｃ～６８０℃の焼鈍温度Ｔ_ＨＢＡに焼鈍する。Ｔｃは、炭化物が完全に溶解する温度に対応し、熱処理後のＦＥＧ－ＳＥＭ観察によって測定することができる。この範囲では、焼鈍は、析出した炭化物の面積分率を最小限にすることを可能にし、オーステナイトへのマンガン分配を促進する。さらに、６８０℃を下回ると、微細構造は、粗大化しない。Ｔｃは、フェライト／オーステナイト／炭化物三相領域とフェライト／オーステナイト二相領域との境界線であるので、ＴｃはＡｃ１より高く、これは、Ａｃ１がフェライト／炭化物領域とフェライト／オーステナイト／炭化物領域との境界線であるため、Ａｃ１温度より高い。好ましくは、温度Ｔ_ＨＢＡは、６００℃～６８０℃である。

【0048】

鋼板は、マンガン拡散を促進するために、０．１～１２０時間の保持時間ｔ_ＨＢＡの間、前記温度Ｔ_ＨＢＡに維持される。さらに、熱間圧延鋼板のこの熱処理は、熱間圧延鋼板の靭性を維持しながら硬度を低下させることを可能にする。

【0049】

次いで、熱間圧延熱処理鋼板を室温に冷却し、酸洗して酸化を除去することができる。

【0050】

次いで、熱間圧延熱処理鋼板は、２０％～８０％の減少率で冷間圧延される。

【0051】

次いで、冷間圧延鋼板を、（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２～（Ａｃ３＋８０）までの温度Ｔ_１で、１０秒～１８００秒の保持時間ｔ_１の間、第１の焼鈍に供する。Ｔ_１がこの限界より高いと、室温で十分なオーステナイトを安定化させることができない。好ましくは、Ｔ_１は、７２０～９００℃、より好ましくは７２０℃～８７０℃であり、時間ｔ_１は、１００～１０００秒である。そのような焼鈍は、連続焼鈍により実行することができる。

【0052】

次いで、冷間圧延焼鈍鋼板を、８０℃を下回るまで、好ましくは少なくとも０．１℃／秒、好ましくは少なくとも１℃／秒の平均冷却速度で冷却する。次いで、鋼板の微細構造は、オーステナイト及びマルテンサイトから構成され、焼鈍温度がＡｃ３を下回る場合、フェライトを含むこともできる。そのようなフェライトは、焼鈍がＡｃ３を上回って実行される場合には存在しない。

【0053】

冷却後、次いで、鋼板を１～１００時間の時間ｔ_２の間、３５０～６５０℃の温度Ｔ_２で第２の焼鈍ステップに供する。好ましくは、Ｔ_２は、４００～６５０℃であり、ｔ_２は、１～５０時間である。このステップは、バッチ焼鈍によって実行することができる。

【0054】

第２の焼鈍の主な目的は、温度が依然として低い場合に、焼鈍の開始時にマルテンサイトを焼戻しすることである。次いで、温度が上昇すると、隣接するマルテンサイトからオーステナイトへの炭素及びマンガンの分配が継続される。最後に、温度がＴ_２に達すると、マルテンサイトの一部がオーステナイトに変態する。

【0055】

第２の焼鈍温度Ｔ_２は、化学組成、中間バッチ焼鈍及び第１の焼鈍に依存する。それは、不安定なオーステナイト形成を制限するのに十分に低くなければならず、これは、次いで小さな変形でフレッシュマルテンサイトに変態し、降伏強度及び伸びの両方の低下をもたらす。それは、最終冷却時にフレッシュマルテンサイトに変態し、伸びの低下をもたらす不安定なオーステナイトの形成を回避するのに十分に低くなければならない。また、それは、炭素及びマンガンを消費し、強度の低下をもたらす過剰な炭化物の形成を回避するのに十分に高くなければならない。この炭化物形成は、第２の焼鈍温度Ｔ_２が鋼板のＴｃ値を下回るときに特に起こり得る。

【0056】

第２の焼鈍温度Ｔ_２はまた、ＴＲＩＰ－ＴＷＩＰ効果の欠如に起因する伸びの低下をもたらす安定すぎるオーステナイトの形成を回避するのに十分に高くなければならない。

【0057】

次いで、冷間圧延二重焼鈍鋼板を室温まで冷却し、そのような冷却中に、マンガン及び炭素においてより乏しいオーステナイトの一部の変態によって、少量のフレッシュマルテンサイトが形成され得る。

【0058】

次いで、鋼板は、亜鉛若しくは亜鉛系合金又はアルミニウム若しくはアルミニウム系合金の溶融めっきコーティング、電着又は真空コーティングを含む任意の好適な方法によってコーティングすることができる。

【0059】

本発明を以下の実施例によって説明するが、これらは決して限定的なものではない。

【実施例】

【0060】

表１に組成をまとめた３つのグレードを半製品に鋳造し、鋼板に加工した。

【0061】

表１－組成
試験した組成を以下の表にまとめ、元素含有量を重量パーセントで表す。

【0062】

【表1】

冷間圧延板のＡｃ１及びＡｃ３温度は、ディラトメトリー試験及び金属組織分析によって測定されている。

【0063】

表２－熱間圧延熱処理鋼板の工程パラメータ
鋳造された鋼半製品を１２００℃で再加熱し、熱間圧延し、次いで巻き取った。熱間圧延熱処理鋼板を得るための以下の特定の条件を適用した：

【0064】

【表2】

下線部：目標とする特性を得ることができないパラメータ

【0065】

表３－冷間圧延二重焼鈍鋼板の工程パラメータ
次いで、得られた熱間圧延熱処理鋼板を冷間圧延する。次いで、冷間圧延鋼板は、２℃／秒の冷却速度で冷却される前に、温度Ｔ_１で最初の焼鈍をされ、保持時間ｔ_１の間、前記温度に維持される。次いで、鋼板は、室温に冷却される前に、温度Ｔ_２で２回目の加熱をされ、保持時間ｔ_２の間、前記温度に維持される。冷間圧延焼鈍鋼板を得るための以下の特定の条件を適用した：

【0066】

【表3】

下線部：目標とする特性を得ることができないパラメータ

【0067】

次いで、冷間圧延板焼鈍板を分析し、対応する微細構造要素、機械的特性及び溶接性特性をそれぞれ表４、５及び６にまとめた。

【0068】

表４－冷間圧延二重焼鈍鋼板の微細構造
得られた冷間圧延二重焼鈍鋼板の微細構造の相百分率を測定した。

【0069】

［Ｃ］_Ａ及び［Ｍｎ］_Ａは、重量パーセントでのオーステナイト中の炭素及びマンガンの量に対応する。それらは、炭素Ｃ％についてはＸ線回折を用いて、マンガンＭｎ％については電界放出電子銃を備えた電子プローブマイクロアナライザを用いて測定される。

【0070】

微細構造中の相の表面分率は、以下の方法によって測定される：試験片を冷間圧延二重焼鈍鋼板から切断し、研磨し、それ自体知られた試薬でエッチングして、微細構造を明らかにする。その後、試験片は、走査型電子顕微鏡、例えば電界放出電子銃を備えた走査型電子顕微鏡（「ＦＥＧ－ＳＥＭ」）を用いて、二次電子モードで５０００倍を超える倍率で検査される。

【0071】

焼鈍マルテンサイトは、それらの形態によってフレッシュマルテンサイトと区別することができる：焼鈍マルテンサイトは、表面粗さを有し炭化物を有さないフレッシュマルテンサイトと比較した場合、内部に時折炭化物を有する滑らかな表面を有する。

【0072】

フェライトの表面分率の測定は、Ｎｉｔａｌ又はＰｉｃｒａｌ／Ｎｉｔａｌ試薬エッチング後のＳＥＭ観察によって実行される。

【0073】

残留オーステナイトの体積分率の測定は、Ｘ線回折によって実行される。

【0074】

析出した炭化物の密度は、電界放出電子銃を備えた走査型電子顕微鏡（「ＦＥＧ－ＳＥＭ」）及び１５０００倍を超える倍率での画像分析によって検査された薄板の試験片によって測定される。

【0075】

【表4】

下線部：本発明に該当しない

【0076】

表５－冷間圧延二重焼鈍鋼板の機械的特性
得られた冷間圧延二重焼鈍鋼板の機械的特性を測定し、以下の表にまとめた。

【0077】

降伏強度ＹＳ、引張強度ＴＳ、並びに一様伸び及び全伸びＵＥ、ＴＥは、２００９年１０月に発行されたＩＳＯ規格ＩＳＯ６８９２－１に従って測定される。

【0078】

【表5】

下線部：目標値と一致しない

【0079】

試験１、２、３、４、８、１９、２６、２７及び２８を、低すぎる温度Ｔ_２に供した。形成されたオーステナイトは、（［Ｃ］_Ａ ^２×［Ｍｎ］_Ａ）／（％Ｃ^２×％Ｍｎ）の値が高すぎることで示されるように安定しすぎ、一様伸びの低下をもたらす。

【0080】

対照的に、試験５、９、１８、２４は、オーステナイトの安定性が目標通りであり、非常に良好な一様伸び及び全伸びをもたらすことを確実にするのに十分高いＴ２温度に供した。

【0081】

さらに、試験１９、２５、２６、２７及び２８は、Ｔｃを下回り、４×１０^６／ｍｍ^２の最大許容値を超える高すぎる量の炭化物を含む温度Ｔ_２に供した。

【0082】

試験１０、１１、１２、２０及び２１を、高すぎる温度Ｔ_２に供した。形成されたオーステナイトは、（［Ｃ］_Ａ ^２×［Ｍｎ］_Ａ）／（％Ｃ^２×％Ｍｎ）の値が低すぎることで示されるように不安定すぎ、降伏強度の低下をもたらす。さらに、これらの試験はすべて、いくつかのフレッシュマルテンサイト形成を示し、試験１０、１１及び２０は、５％の最大許容値を上回った。対照的に、試験１３及び２２を、フレッシュマルテンサイトの形成なしにオーステナイトの安定性が目標通りであることを確実にするのに十分低いＴ_２温度に供し、非常に良好な特性をもたらした。

【0083】

表６－冷間圧延二重焼鈍鋼板の溶接性特性
ＩＳＯ規格１８２７８－２条件のスポット溶接を、冷間圧延二重焼鈍鋼板に対して行った。

【0084】

使用した試験では、サンプルは、２枚の鋼板で構成され、同等の交差溶接の形態である。溶接点を破断するように力を加える。この力は、交差引張強度（ＣＴＳ）として知られており、ｄａＮで表される。それは、溶接点の直径及び金属の厚さ、すなわち鋼及び金属コーティングの厚さに依存する。それにより、溶接点の直径と基材の厚さとの積に対するＣＴＳの値の比である係数αを計算することが可能になる。この係数は、ｄａＮ／ｍｍ^２で表される。

【0085】

冷間圧延二重焼鈍鋼板の溶接性特性を測定し、以下の表にまとめた。

【0086】

【表6】

ＬＭＥ指数＝Ｃ％＋Ｓｉ％／４（重量％）。

【国際調査報告】